RU2660482C2 - МАРТЕНСИТНЫЕ СТАЛИ С ПРОЧНОСТЬЮ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ 1700 - 2200 МПа - Google Patents
МАРТЕНСИТНЫЕ СТАЛИ С ПРОЧНОСТЬЮ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ 1700 - 2200 МПа Download PDFInfo
- Publication number
- RU2660482C2 RU2660482C2 RU2014126350A RU2014126350A RU2660482C2 RU 2660482 C2 RU2660482 C2 RU 2660482C2 RU 2014126350 A RU2014126350 A RU 2014126350A RU 2014126350 A RU2014126350 A RU 2014126350A RU 2660482 C2 RU2660482 C2 RU 2660482C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- steel
- steels
- mpa
- strength
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 241
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 241
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 27
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 90
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 86
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 49
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 39
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 33
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 19
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 18
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims abstract description 3
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 3
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 3
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 38
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 68
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 abstract description 16
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 8
- 238000005336 cracking Methods 0.000 abstract description 2
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 79
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 70
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 56
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 55
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 48
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 48
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 41
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 34
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 33
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 26
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 26
- 238000000034 method Methods 0.000 description 26
- 230000008569 process Effects 0.000 description 22
- 238000001878 scanning electron micrograph Methods 0.000 description 22
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 20
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 19
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 19
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 18
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 15
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 13
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 12
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 12
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 230000002431 foraging effect Effects 0.000 description 11
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 10
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 230000008859 change Effects 0.000 description 8
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 8
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 8
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 7
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 7
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 7
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 6
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 6
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 6
- 238000003878 thermal aging Methods 0.000 description 6
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 5
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 5
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 5
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 4
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000004626 scanning electron microscopy Methods 0.000 description 4
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 3
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 3
- 238000005303 weighing Methods 0.000 description 3
- 229910000797 Ultra-high-strength steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 2
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 2
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 2
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- 150000003839 salts Chemical class 0.000 description 2
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 230000002860 competitive effect Effects 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 238000009616 inductively coupled plasma Methods 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии, а именно к холоднокатаной и отожженной тонколистовой мартенситной стали, используемой в автомобилестроении. Сталь содержит, мас.%: от 0,22 до 0,36 углерода; от 0,5 до 2,0 марганца; приблизительно 0,2 кремния; при необходимости один или несколько легирующих элементов Nb, Ti и В; остальное - железо и неизбежные примеси Al, N, S, Р. Сталь имеет значение углеродного эквивалента менее 0,44 и предел прочности при растяжении, составляющий по меньшей мере 1700 МПа. Обеспечиваются высокая способность к формованию путем прокатки, свариваемость, способность к штамповке и устойчивость к растрескиванию. 10 з.п. ф-лы, 25 ил., 14 табл., 3 пр.
Description
Перекрестные ссылки на родственные заявки
Данное изобретение испрашивает приоритет согласно 35 U.S.С 119(e) по предварительной заявке США №61/629,762, поданной 28 ноября 2011 г.
Область техники, к которой относится изобретение
Данное изобретение относится к композициям мартенситных сталей и способам их производства. Более конкретно, данное изобретение относится к тонколистовой (толщиной ≤1 мм) сверхвысокопрочной стали с пределом прочности при растяжении, составляющим 1700-2200 МПа, и способам ее производства.
Уровень техники, предшествующий изобретению
Низкоуглеродистые стали с мартенситной микроструктурой образуют класс усовершенствованных высокопрочных сталей (AHSS) с наивысшими величинами предела прочности, достигаемыми в листовых сталях. Путем изменения содержания углерода в стали фирма «ArcelorMittal» производила мартенситные стали с пределом прочности при растяжении в диапазоне от 900 до 1500 МПа на протяжении двух десятилетий. Мартенситные стали все более широко используются в применениях, которые требуют высокой прочности для защиты пассажиров от бокового удара и при переворачивании автомобиля, и долгое время использовались для таких применений, как бамперы, которые могут быть легко изготовлены с помощью прокатки.
В настоящее время тонколистовая (толщиной ≤1 мм) сверхвысокопрочная сталь с пределом прочности при растяжении, составляющим 1700-2200 МПа, с хорошей способностью к формованию путем прокатки, свариваемостью, способностью к штамповке и устойчивостью к растрескиванию, пользуется большим спросом для изготовления навесных автомобильных частей, таких как балки бамперов. Тонколистовые высокопрочные стали необходимы для противостояния конкурентным альтернативным материалом, таким как серии 7ххх легких алюминиевых сплавов. Содержание углерода являлось самым важным фактором при определении предела прочности при растяжении мартенситных сталей. Сталь должна иметь достаточную способность к упрочнению, для того чтобы полностью трансформироваться в мартенсит, когда она подвергается закалке при сверхкритической температуре отжига.
Краткое описание изобретения
Данное изобретение относится к сплаву мартенситной стали, который имеет предел прочности при растяжении, составляющий по меньшей мере 1700 МПа. Предпочтительно, чтобы сплав мог иметь предел прочности при растяжении, составляющий по меньшей мере 1800 МПа, по меньшей мере 1900 МПа, по меньшей мере 2000 МПа или даже по меньшей мере 2100 МПа. Мартенситный стальной сплав может иметь предел прочности при растяжении в диапазоне от 1700 до 2200 МПа. Мартенситный стальной сплав может иметь общее удлинение, составляющее по меньшей мере 3,5%, а более предпочтительно по меньшей мере 5%.
Мартенситный стальной сплав может быть выполнен в виде холоднокатаного листа, полосы или рулона и может иметь толщину, меньшую или равную 1 мм. Мартенситный стальной сплав может иметь углеродный эквивалент менее 0,44, вычисленный по формуле Ceq=С+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15, где Ceq - углеродный эквивалент, а C, Mn, Cr, Mo, V, Ni и Cu - весовое процентное содержание соответствующих элементов в сплаве.
Мартенситный стальной сплав может содержать от 0,22 до 0,36 вес. % углерода. Более конкретно, сплав может содержать от 0,22 до 0,28 вес. % углерода или в альтернативном варианте сплав может содержать от 0,28 до 0,36 вес. % углерода. Мартенситный стальной сплав может, кроме того, содержать от 0,5 до 2,0 вес. % марганца. Сплав может также содержать приблизительно 0,2 вес. % кремния. При необходимости он может содержать один или несколько из следующих элементов: Nb, Ti, В, Al, N, S, P.
Краткое описание чертежей
На фиг. 1a и 1b даны схематические изображения процедур отжига, которые могут применяться при производстве сплавов данного изобретения.
На фиг. 2a, 2b и 2c приведены СЭМ-микрофотографии (сканирующей электронной микроскопии) экспериментальных сталей с 2,0% Mn - 0,2% Si и различными содержаниями углерода (на фиг. 2a - 0,22% C, на фиг. 2b - 0,25% C и на фиг. 2c - 0,28% C) после горячей прокатки и смотки при температуре 580°C.
На фиг. 3 дана диаграмма свойств при растяжении при комнатной температуре экспериментальных стальных горячекатаных полос, применяемых при производстве сплавов данного изобретения.
На фиг. 4a-4b даны СЭМ-микрофотографии экспериментальных сталей с 0,22% C, 0,2% Si, 0,22% Nb и при двух различных концентрациях Mn (на фиг. 4a - 1,48% и на фиг. 4b - 2,0%) после горячей прокатки и смотки при температуре 580°C.
на фиг. 5 приведена диаграмма свойств при растяжении при комнатной температуре горячекатаных полос другой экспериментальной стали, применяемой при производстве сплавов данного изобретения.
На фиг. 6a-6b приведены СЭМ-микрофотографии экспериментальных сталей с 0,22% C, 2,0% Mn, 0,2% Si и различными концентрациями Nb (на фиг. 6a - 0% и на фиг. 6b - 0,018%) после горячей прокатки и смотки при температуре 580°C.
На фиг. 7 дана диаграмма свойств при растяжении при комнатной температуре полос еще одной экспериментальной стали, применяемой при производстве сплавов данного изобретения.
На фиг. 8a-8f показано влияние температуры термической выдержки (830, 850 и 870°C) и состава стали (на фиг. 8а и 8b показано изменяемое содержание C, на фиг. 8c и 8d показано изменяемое содержание Mn, а на фиг. 8e и 8f показано изменяемое содержание Nb) на свойства при растяжении сталей данного изобретения.
На фиг. 9a-9f показано влияние температуры закалки (780, 810 и 840°C) и состава стали (на фиг. 9a и 8 и показано изменяемое содержание C, на фиг. 9 с и 9d показано изменяемое содержание Mn и на фиг. 9e и 9f показано изменяемое содержание Nb) на свойства при растяжении дополнительных сталей данного изобретения.
На фиг. 10А и 10b даны схематические изображения дополнительных циклов отжига, применяемых при производстве сплавов данного изобретения.
На фиг. 11a и 11b даны диаграммы свойств при растяжении при комнатной температуре горячекатаных полос, применяемых при производстве сталей данного изобретения, после горячей прокатки и смотки при температуре 580°C.
На фиг. 12a-12d приведены СЭМ-микрофотографии при увеличении 1000× микроструктуры горячекатаных сталей после горячей прокатки и смотки при температуре 660°C.
На фиг. 13a-13b даны диаграммы свойств при растяжении экспериментальных горячекатаных стальных полос при комнатной температуре.
На фиг. 14a-14d показано влияние температуры выдержки (830, 850 и 870°C), температуры смотки (580 и 660°C) и состава стали (добавок Ti, B и Nb к основной стали) на свойства при растяжении сталей после отжига.
На фиг. 15a-15d показано влияние температуры закалки (780, 810 и 840°C), температуры смотки (580 и 660°C) и состава стали (добавок Ti, B и Nb к основной стали) на свойства при растяжении сталей после отжига.
На фиг. 16a-16c даны более схематические изображения циклов отжига, применяемых при производстве сплавов данного изобретения.
На фиг. 17a-17e даны СЭМ-микрофотографии при увеличении 1000× горячекатаных сталей (0,28-0,36% C) после горячей прокатки и смотки при температуре 580°C.
На фиг. 18a и 18b даны диаграммы соответствующих свойств при растяжении горячекатаных сталей, изображенных на фиг. 17a-17e, при комнатной температуре (после горячей прокатки и смотки при температуре 580°C).
На фиг. 19a-19e даны СЭМ-микрофотографии при увеличении 1000× горячекатаных сталей (0,28-0,36% C) после горячей прокатки и смотки при температуре 660°C.
На фиг. 20a и 20b даны диаграммы соответствующих свойств при растяжении горячекатаных сталей, изображенных на фиг. 19a-19e, при комнатной температуре (после горячей прокатки и смотки при температуре 660°C).
На фиг. 21a-21d показано влияние температуры выдержки (830, 850 и 870°C), температуры смотки (580 и 660°C) и состава стали (содержания C и добавки B к основной стали) на свойства при растяжении сталей после отжига.
На фиг. 22a-22d показано влияние температуры закалки (780°C, 810°C и 840°C), температуры смотки (580°C и 660°C) и состава сплава (содержания C и добавки B к основной стали) на свойства при растяжении сталей после отжига.
Фиг. 23a-23d иллюстрируют влияние состава и цикла отжига на прочность при растяжении (фиг. 23a-23b) и пластичность (фиг. 23c-23d).
На фиг. 24a-24l приведены микрофотографии четырех сплавов, которые были отожжены с использованием различных пар температур выдержки/закалки.
На фиг. 25a-25d показаны механические свойства при растяжении сталей с содержанием 0,55-2,00% Mn после смотки при 580°C, холодной прокатки (с 50%-ным обжатием холодной прокатки для стали с содержанием 0,5% и 1,0% Mn и 75%-ным обжатием холодной прокатки для стали с содержанием 2,0% Mn) и различными циклами отжига.
Подробное описание изобретения
Данное изобретение относится к семейству мартенситных сталей с прочностью при растяжении в диапазоне от 1700 до 2200 МПа. Сталь может представлять собой тонкую (толщиной, меньшей или равной 1 мм) листовую сталь. Данное изобретение также включает в себя технологический процесс для производства мартенситных сталей с очень большой прочностью при растяжении. Примеры и варианты осуществления данного изобретения представлены ниже.
ПРИМЕР 1
Материалы и экспериментальные процедуры
В таблице 1 приведены химические составы некоторых сталей данного изобретения, которые включают в себя содержание углерода в диапазоне от 0,22 до 0,28 вес. % (стали 2, 4 и 5), содержание марганца от 1,5 до 2,0 вес. % (стали 1 и 3) и содержание ниобия от 0 до 0,02 вес. % (стали 2 и 3). Остальное в составе стали представляет собой железо и неизбежные примеси.
Пять слябов весом 45 кг были отлиты в лаборатории. После повторного нагрева и аустенизации при температуре 1230°C в течение 3 часов слябы подверглись горячей прокатке до толщины от 63 мм до 20 мм на лабораторном стане. Температура конца прокатки составляла приблизительно 900°C. Толстые листы были охлаждены воздухом после горячей прокатки.
После разрезания предварительно прокатанных листов толщиной 20 мм и повторного нагрева до температуры 1230°C в течение 2 часов листы подверглись горячей прокатке от толщины 20 мм до 3,5 мм. Температура конца прокатки составляла приблизительно 900°C. После контролируемого охлаждения со средней скоростью охлаждения приблизительно 45°C/сек горячекатаные полосы каждого состава выдерживали в печи при температуре 580°C в течение 1 часа, после чего охлаждали в печи в течение 24 часов для промышленного процесса охлаждения.
Три образца согласно стандарту JIS-T были приготовлены из каждой горячекатаной полосы для испытания на растяжение при комнатной температуре. Характеристики микроструктуры горячекатаных полос производили с помощью сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) в месте четверти толщины в поперечном сечении.
Обе поверхности горячекатаных полос шлифовали для удаления какого-либо обезуглероженного слоя. Затем их подвергали лабораторной холодной прокатке с обжатием 75% для получения полностью упрочненных сталей с окончательной толщиной 0,6 мм для последующего отжига.
Отжиг осуществляли с использованием двух соляных ванн и одной масляной ванны. Влияния температур выдержки и закалки анализировали для всех сталей. Схематическая иллюстрация термической обработки показана на фиг. 1(a) и 1(b), На фиг. 1(a) показаны процессы отжига с различными температурами выдержки от 830°C до 870°C. На фиг. 1(b) показаны процессы отжига с различными температурами закалки от 780°C до 840°C.
Для исследования влияния температуры выдержки процесс отжига включал в себя повторный нагрев холоднокатаных полос (толщиной 0,6 мм) до температур 870°C, 850°C и 830°C соответственно, после чего следовало изотермическое выдерживание в течение 60 сек. Образцы немедленно перемещали во вторую соляную ванну, поддерживая при температуре 810°C, и изотермически выдерживали в течение 25 сек. За этим следовала закалка в воде. Образцы затем подогревали до 200°C в течение 60 сек в масляной ванне, после чего следовало охлаждение воздухом до комнатной температуры для обработки старением. Время выдерживания при термической выдержке, закалке и температуры старения были выбраны для максимального приближения к промышленным условиям для этой толщины проката.
Для исследования влияния температуры закалки анализ включал в себя подогрев холоднокатаных полос до температуры 870°C в течение 60 сек, с последующим немедленным охлаждением до температуры 840°C, 810°C и 780°C. После изотермического выдерживания в течение 25 сек при температуре отжига образцы подвергали закалке в воде. Стали затем повторно нагревали до 200°C в течение 60 сек, после чего следовало охлаждение воздухом для обработки старением. Три образца стандарта ASTM-T были изготовлены из каждой отожженной заготовки для испытания на растяжение при комнатной температуре.
Образцы, обработанные при температуре 870°C термической выдержки и закаленные от 810°C, были выбраны для испытания на изгиб. Свободный V-образный изгиб под углом 90° с осью изгиба в направлении прокатки использовался для определения характеристики сгибаемости. Специализированная система для механических испытаний фирмы «Инстрон» (Instron) с подушкой матрицы с углом 90° и пуансонами использовалась для этого испытания. Ряд взаимозаменяемых пуансонов с различным радиусом матрицы облегчал определение минимального радиуса матрицы, при котором образцы могли быть изогнуты без образования микротрещин. Испытание проводили при постоянной скорости хода поршня 15 мм/сек до тех пор, пока образец не будет изогнут на 90°. Усилие величиной 80 кН и время выдержки 5 сек использовалось при максимальном угле изгибания, после чего нагрузка снималась и образцу позволялось отпружинивать назад. В данном испытании диапазон радиуса матрицы меняли от 1,75 до 2,75 мм с инкрементным приращением на 0,25 мм. Поверхность образца после испытания на изгиб наблюдали с увеличением 10×. Длина трещины на поверхности изгиба образца, которая была менее 0,5 мм, считалось «микротрещиной», а любая длина, превышающая 0,5 мм, считалась трещиной, и образец маркировался как не выдержавший испытание. Образцы без видимой трещины определялись как «выдержавшие испытание».
Микроструктура и свойства при растяжении горячекатаных полос
Влияние состава на микроструктуру и свойства при растяжении горячекатаных сталей
На фиг. 2a, 2b и 2c приведены СЭМ-микрофотографии экспериментальных сталей с содержанием 2,0% Mn - 0,2% Si и различными содержаниями углерода (на фиг. 2a было 0,22% C; на фиг. 2b было 0,25% C; и на фиг. 2c было 0,28% C) после горячей прокатки и смотки при температуре 580°C.
Увеличение содержания углерода привело в результате к увеличению объемной концентрации и размера колонии перлита. Соответствующие свойства растяжения при комнатной температуре экспериментальных сталей изображены на фиг. 3, где прочность в МПа (верхняя половина диаграммы) и пластичность в процентах (нижняя половина диаграммы) изображены в зависимости от содержания углерода. На фиг. 3 и в данном техническом описании UTS означает предел прочности при растяжении, YS означает предел текучести, ТЕ означает общее относительное удлинение, UE означает равномерное относительное удлинение. Как показано, увеличение содержания углерода от 0,22% до 0,28% приводило в результате к небольшому увеличению предела прочности при растяжении от 609 до 632 МПа, небольшому уменьшению предела текучести от 440 до 426 МПа, но незначительному изменению пластичности (средние значения ТЕ и UE составляли приблизительно 16% и 11% соответственно).
На фиг. 4a-4b приведены СЭМ-микрофотографии экспериментальных сталей с 0,22% C - 0,2% Si - 0,02% Nb и двумя различными содержаниями Mn (на фиг. 4а равно 1,48%, а на фиг. 4b равно 2,0%) после горячей прокатки и смотки при температуре 580°. Увеличение содержания Mn приводило в результате к увеличению объемной концентрации и размера колонии перлита. Большой размер зерен в стали с большим содержанием Mn может объясняться увеличением размера зерен во время чистовой прокатки и последующего охлаждения. Конечная температура горячей прокатки составляла приблизительно 900°C, которая является аустенитной зоной для обеих экспериментальных сталей, но намного выше, чем температура Ar3 для стали с более высоким содержанием Mn. Таким образом, во время и после чистовой прокатки аустенит в стали с большим содержанием Mn имел более высокую возможность укрупнения, приводя в результате к более крупной ферритно-перлитной микроструктуре после фазового перехода.
Соответствующие свойства растяжения экспериментальных сталей с содержанием 0,22% C - 2,0% Mn при комнатной температуре изображены на фиг. 5, где прочность в МПа (верхняя половина диаграммы) и пластичность в процентах (нижняя половина диаграммы) отображены на графике в зависимости от содержания марганца. Как показано, увеличение содержания Mn от 1,48 до 2,0% привело в результате к небольшому увеличению предела прочности при растяжении от 655 до 680 МПа, заметному уменьшению предела текучести от 540 до 416 МПа и незначительному уменьшению пластичности от 22 до 18% для ТЕ и от 12 до 11% для UE. Соответствующее отношение предела текучести к пределу прочности (YR) снизилось от 0,8 до 0,6, а относительное удлинение, соответствующее пределу текучести (YPE) уменьшилось от 3,1 до 0,3% при увеличении содержания Mn. Значительное уменьшение YS, YR и YPE несмотря на упрочнение твердого раствора за счет Mn может объясняться образованием мартенсита в стали с более высоким содержанием Mn. Малое количество мартенсита (даже менее 5%) может создать свободные дислокации, окружающие феррит, способствующие первоначальной пластической деформации, что хорошо известно для двухфазных сталей. Кроме того, более высокая способность к упрочнению стали с большим содержанием Mn может также привести в результате к более крупным размерам частиц аустенита.
На фиг. 6a-6b приведены СЭМ-микрофотографии экспериментальных сталей с содержанием 0,22% C - 2,0% Mn - 0,2% Si и различными содержаниями Nb (фиг. 6а имеет 0%, а фиг. 6b имеет 0,018%) после горячей прокатки и смотки при температуре 580°C. Увеличение содержание Nb приводило в результате к увеличению объемной концентрации и размера колоний перлита, что может объясняться более высокой способностью к упрочнению стали с Nb и более низкой температурой образования перлита.
Соответствующие свойства растяжения сравниваемых сталей с содержанием 0,22% C - 2,0% Mn показаны на фиг. 7, где прочность в МПа (верхняя половина диаграммы) и пластичность в процентах (нижняя половина диаграммы) отображены на графике в зависимости от содержания ниобия. Как показано, добавка 0,018% Nb привела к увеличению предела прочности при растяжении (UTS) от 609 до 680 МПа, небольшому уменьшению предела текучести (YS) от 440 до 416 МПа и незначительному увеличению ТЕ от 16,8 до 18,0% при уменьшении UE от 11,8 до 10,8%. Соответствующее отношение предела текучести к пределу прочности (YR) снижалось от 0,72 до 0,61, а удлинение, соответствующее пределу текучести (YPE), уменьшалось от 2,3 до 0,3% при увеличении содержания Nb.
Свойства при растяжении исследованных сталей после холодной прокатки и отжига
На фиг. 8a-8f показано влияние температуры термической выдержки (830, 850 и 870°C) и состава стали (на фиг. 8a и 8b показано изменяющееся содержание C, на фиг. 8c и 8d показано изменяющееся содержание Mn, а на фиг. 8e и 8f показано изменяющееся содержание Nb) на свойства при растяжении сталей. Уменьшение температуры выдержки от 870 до 850°C привело в результате к увеличению предела текучести (YS) от 28 до 76 МПа и увеличению предела прочности при растяжении (UTS) от 30 до 103 МПа, что может объясняться меньшим размером зерен при более низкой температуре термической выдержки. Дальнейшее уменьшение температуры выдержки от 850 до 830°C не приводило к значительному изменению предела прочности при растяжении (UTS). Отсутствует влияние температуры выдержки на пластичность и равномерное/общее удлинение, находящееся в диапазоне от 3 до 4,75% во всех экспериментальных сталях. Следует подчеркнуть, что UTS, превышающий 2000 МПа, и равномерное/общее удлинение, составляющее приблизительно 3,5-4,5% были достигнуты в стали с содержанием 0,28% C - 2,0% Mn - 0,2% Si (см. фиг. 8a-8b).
На фиг. 9a-9f показаны влияния температуры закалки (780, 810 и 840°C) и состава стали (на фиг. 9a и 9b показано изменяющееся содержание C, на фиг. 9 с и 9d показано изменяющееся содержание Mn, а на фиг. 9e и 9f показано изменяющееся содержание Nb) на свойства при растяжении исследуемых сталей. Отсутствует значительное влияние температуры закалки на прочность и пластичность, когда получен 100% мартенсит. Равномерное/общее удлинение находится в диапазоне от 2,75 до 5,5% во всех экспериментальных сталях. Эти данные позволяют предположить, что существует широкое технологическое окно, достижимое в процессе отжига.
Фиг. 8a, 8b, 9a и 9b показывают, что увеличение содержания C приводило в результате к значительному увеличению прочности при растяжении, но мало влияло на пластичность. Если взять цикл отжига при температуре 830°C (температура выдержки) - 810°C (температура закалки) в качестве примера, увеличение YS (предела текучести) и UTS (предела прочности при растяжении) составляет 163 и 233 МПа соответственно, когда содержание C увеличивается от 0,22 до 0,28 вес. %. Увеличения содержания Mn от 1,5 до 2,0 вес. % почти не оказывает какого-либо влияния на прочность и пластичность (см. фиг. 8c, 8d, 9c и 9d). Добавление Nb (приблизительно 0,02 вес. %) привело к увеличению YS (предела текучести) до 94 МПа, почти без влияния на UTS (предел прочности при растяжении), но к уменьшению общего удлинения на 2,4% (см. фиг. 8e, 8f, 9e и 9f).
Способность к изгибу исследованных сталей
В таблице 2 даны сводные результаты влияния C, Mn и Nb на свойства при растяжении и сгибаемость экспериментальных сталей после холодной прокатки с обжатием 75% и отжига. Цикл отжига включал в себя: нагрев холоднокатаных полос (толщиной приблизительно 0,6 мм) до температуры 870°C, изотермическое выдерживание в течение 60 секунд при температуре выдержки, мгновенное охлаждение до 810°C, 25 сек изотермического выдерживания при этой температуре, после чего следует быстрая закалка в воде. Листы затем повторно нагревали до температуры 200°C в масляной ванне и выдерживали в течение 60 сек, после этого следовало охлаждение воздухом для перестаривающей обработки. Данные показывают, что углерод имеет самое большое влияние на прочность и малое влияние на сгибаемость. Добавление Nb увеличивает предел текучести и улучшает сгибаемость. Улучшение сгибаемости достигается несмотря на очень малое удлинение. Увеличение содержания Mn от 1,5 до 2,0% в стали, содержащей Nb, не оказывает значительного влияние на свойства при растяжении, но приводит в результате к большому улучшению сгибаемости.
ПРИМЕР 2
Чтобы уменьшить углеродный эквивалент, и таким образом улучшить свариваемость сталей примера 1, были изготовлены стали, содержащие 0,28 вес. % углерода и при этом пониженное содержание марганца (приблизительно 1,0 вес. % по сравнению с 2,0 вес. % в примере 1). Эти сплавы были отлиты в виде слябов, подвергнуты горячей прокатке, холодной прокатке, отжигу (моделированному) и обработке для старения. Кроме того, влияние содержания Mn (1,0 и 2,2% Mn) на свойства горячекатаных полос и отожженные изделия описан подробно.
Термическая подготовка
В таблице 3 показаны химические составы исследуемых сталей. Состав создан для исследования влияния введенных элементов Ti (стали 1 и 2), В (стали 2 и 3) и Nb (сплавы 3 и 4).
Четыре сляба весом 45 кг (по одному каждого сплава) были отлиты в лаборатории. После повторного нагрева и аустенизации при температуре 1230°C в течение 3 час слябы подвергли горячей прокатке до толщины от 63 мм до 20 мм на лабораторном стане. Окончательная температура была приблизительно 900°C. Пластины подверглись охлаждению воздухом после горячей прокатки.
Исследование горячей прокатки и микроструктуры/свойств при растяжении
После разрезания и повторного нагрева предварительно прокатанных пластин толщиной 20 мм до температуры 1230°C в течение 2 часов пластины подвергли горячей прокатке от толщины 20 мм до 3,5 мм. Конечная температура прокатки составляла приблизительно 900°C. После контролируемого охлаждения со средней скоростью охлаждения приблизительно 45°C/сек горячекатаные полосы каждого состава выдерживали в печи при температуре 580°C и 660°C соответственно в течение 1 часа, после чего следовало 24-часовое охлаждение в печи для промышленного процесса смотки. Использование двух различных температур смотки было предназначено для понимания имеющегося технологического окна в течение горячей прокатки для изготовления этого изделия.
Повторная проверка составов горячекатаных полос выполнялось с помощью метода индуктивно-связанной плазмы (ICP). По сравнению с данными, полученными для слитка, в общем случае наблюдалась потеря углерода в горячекатаных полосах. Три образца согласно стандарту JIS-T были приготовлены из каждой горячекатаной полосы для испытаний на растяжение при комнатной температуре. Определение характеристик микроструктуры горячекатаных полос выполнялось с помощью сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) в месте четверти толщины поперечных сечений.
Холодная прокатка
После шлифования обеих поверхностей горячекатаных полос для удаления любого обезуглероженного слоя сталь подвергали холодной прокатке в лаборатории с обжатием 50% для получения полностью упрочненных сталей с окончательной толщиной 1,0 мм для последующего отжига.
Отжиг
Влияния температур термической выдержки и закалки во время отжига на механические свойства сталей исследовали для всех экспериментальных сталей. Принципиальная схема циклов отжига показана на фиг. 10a и 10b. Фиг. 10a иллюстрирует технологические процессы отжига с различными температурами выдержки от 830°C до 870°C. Фиг. 10b иллюстрирует процессы отжига с различными температурами закалки от 780°C до 840°C.
Процесс отжига включает в себя повторный нагрев холоднокатаной полосы (толщиной приблизительно 1,0 мм) до температуры 870°C, 850°C и 830°C в течение 100 сек соответственно для исследования влияния температуры термической выдержки на окончательные свойства. После мгновенного охлаждения до 810°C и изотермического выдерживания в течение 40 сек применяли закалку в воде. Затем стали повторно нагревали до 200°C в течение 100 сек, после чего следовало воздушное охлаждение для обработки старением.
Процесс отжига включает в себя повторный нагрев холоднокатаной полосы до температуры 870°C в течение 100 сек и мгновенное охлаждение до 840°C, 810°C и 780°C соответственно для исследования влияния температуры закалки на механические свойства сталей. Закалку в воде выполняли после 40 сек изотермического выдерживания при температуре закалки. Стали затем повторно нагревали до 200°C в течение 100 сек, после чего следовало воздушное охлаждение для обработки старением.
Свойство при растяжении и сгибаемость отожженных сталей
Три образца согласно стандарту ASTM-T для испытания на растяжение были приготовлены из каждой отожженной полосы для испытания на растяжение при комнатной температуре. Образцы, обработанные с помощью одного цикла отжига, были выбраны для испытания на изгиб. Этот цикл отжига включал в себя повторный нагрев холоднокатаной полосы (толщиной приблизительно 1,0 мм) до 850°C в течение 100 сек, мгновенное охлаждение до 810°C, изотермическое выдерживание в течение 40 сек при температуре закалки, после чего следовала закалка в воде. Стали затем подвергали повторному нагреву до 200°C в течение 100 сек и затем воздушному охлаждению для обработки старением. Испытание свободным V-образным изгибом под углом 90° вдоль направления прокатки использовалось для снятия характеристики сгибаемости. В настоящем исследовании диапазон радиуса матрицы изменяли от 2,75 до 4,00 мм с приращениями 0,25 мм. Поверхность образца после испытания на изгиб наблюдали с увеличением 10Х. Когда длина трещины на образце на наружной поверхности изгиба была менее 0,5 мм, трещина считалась «микротрещиной». Трещина, превышающая по длине 0,5 мм, считалась отказом (образец, не выдержавший испытание). Образцы без какой-либо видимой трещины определялись как «выдержавшие испытание».
Химический анализ горячекатаных полос
В таблице 4 показаны химические составы сталей с различными содержаниями Ti, B и Nb после горячей прокатки. По сравнению с составами отливок (таблица 3) здесь наблюдалась потеря приблизительно 0,03% углерода и 0,001% В после горячей прокатки.
Микроструктура и свойства при растяжении горячекатаных полос
На фиг. 11a и 11b показаны свойства при растяжении (согласно стандарту JIS-T) экспериментальных сталей (из таблицы 4) при комнатной температуре, после горячей прокатки и смотки при температуре 580°C. Состав основной стали состоит из 0,28% C - 1,0% Mn - 0,2% Si. На фиг. 11a графически изображена прочность четырех сплавов, тогда как на фиг. 11b приведен график их пластичности. Можно видеть, что добавление Ti, B и Nb привело к значительным увеличениям предела прочности при растяжении от 571 до 688 МПа, предела текучести от 375 до 544 МПа и уменьшению общего и равномерного удлинений (ТЕ: от 32 до 13%; UE: от 17 до 11%). Добавление Nb к стали, содержащей Ti-В, привело в результате к заметному снижению общего удлинения от 28 до 13%.
Как показано на фиг. 12a-12d, микроструктура сталей после горячей прокатки и смотки при температуре 660°C состоит из феррита и перлита для каждой обработанной в лаборатории экспериментальной стали. На фиг. 12a-12d приведены СЭМ-микрофотографии с увеличением 1000× основного сплава, основного сплава + Ti, основного сплава + Ti и B, и основного сплава + Ti, B и Nb соответственно. Добавка B, по-видимому, приводит в результате к образованию островков перлита большего размера (фиг. 12c). Ферритно-перлитная микроструктура удлиняется вдоль направления прокатки в стали с добавкой Nb (фиг. 12d), что может объясняться добавлением Nb, замедляющим рекристаллизацию аустенита во время горячей прокатки. Таким образом, чистовая прокатка происходила в зоне отсутствия рекристаллизации аустенита, и удлиненная ферритно-перлитная микроструктура преобразовывалась непосредственно из деформированного аустенита.
Соответствующие свойства при растяжении экспериментальных сталей при комнатной температуре показаны на фиг. 13a-13b. На фиг. 13a графически изображена прочность четырех сплавов, тогда как на фиг. 13b приведен график их пластичности. Можно видеть, что добавка Nb (0,03%) привела к значительным увеличениям предела прочности при растяжении от 535 до 588 МПа и предела текучести от 383 до 452 МПа и небольшим уменьшениям общего удлинения от 31,3 до 29,0% и равномерного удлинения от 17,8 до 16,4%.
Влияние температуры смотки на свойства при растяжении
Сравнивая свойства при растяжении на фиг. 11 и 13, увеличение температуры смотки от 580°C до 660°C привело к уменьшению прочности и увеличению пластичности, факторам, являющимся благоприятными для увеличенной возможности холодного обжатия и улучшенной способности получения требуемой толщины при заданной ширине. Добавки Ti, В и Nb к основной стали оказывают меньшее влияние на свойства при растяжении сталей при более высокой температуре смотки, составляющей 660°C, по сравнению с 580°C. Цель исследования влияния смотки при 660°C в лаборатории была понять влияние температуры смотки как на прочность горячекатаной полосы, так и на прочность холоднокатаных и отожженных мартенситных сталей.
Свойства при растяжении сталей после отжига
На фиг. 14a-14d представлены влияния температуры термической выдержки (830°C, 850°C и 870°C), температуры смотки (580°C и 660°C) и состава сплава (добавок Ti, B и Nb к основной стали) на свойства при растяжении сталей после отжига. На фиг. 14a и 14b даны диаграммы величин прочности четырех сплавов при различных температурах термической выдержки и при температурах смотки 580°C и 660°C соответственно. На фиг. 14c и 14d даны диаграммы пластичностей четырех сплавов при различных температурах термической выдержки и при температурах смотки 580°C и 660°C соответственно. Можно видеть, что уменьшение температуры выдержки от 870°C до 830°C привело в результате к увеличениям предела текучести на 41 МПа и предела прочности при растяжении на 56 МПа для стали, содержащей Ti-B, после горячей прокатки и смотки при температуре 580°C (фиг. 14a). Для стали с содержанием Ni-B-Nb после смотки при той же температуре (фиг. 14a) самая большая прочность была представлена при температуре выдержки 850°C (YS: 1702 МПа и UTS: 1981 МПа). Дальнейшее увеличение или уменьшение температуры термической выдержки не будет улучшать прочность стали, содержащей Ti-B-Nb. Температура выдержки не имела очевидного влияния на прочность сталей, содержащих Ti-B или Ti-B-Nb, после смотки при температуре 660°C. Оно также не имело значительного влияния на прочность для основной и Ti-содержащей сталей при обеих температурах смотки и не имело влияния на пластичность для всех экспериментальных сталей.
На фиг. 15a-15d показаны влияния температуры закалки (780°C, 810°C и 840°C), температуры смотки (580°C и 660°C) и состава сплава (добавок Ti, B и Nb к основной стали) на свойства при растяжении сталей после отжига. На фиг. 15a и 15b даны диаграммы величин прочности для четырех сплавов при различных температурах закалки и при температурах смотки 580°C и 660°C соответственно. На фиг. 15c и 15d даны диаграммы величин пластичности четырех сплавов при различных температурах закалки и при температурах смотки 580°C и 660°C соответственно. Уменьшение температуры закалки от 840°C до 780°C привело в результате к увеличению как предела текучести, так и предела прочности при растяжении на приблизительно 50-60 МПа в основной стали и в стали, содержащей Ti, после горячей прокатки и смотки при температуре 580°C (фиг. 15a). Температура закалки не имела очевидного влияния на прочность основной стали и Ti-содержащей стали после смотки при температуре 660°C. Она также не имела значительного влияния на прочность сталей, содержащих Ti-B и Ti-B-Nb, при обеих температурах смотки и на пластичность для всех экспериментальных сталей.
Влияние температуры смотки (580°C и 660°C)
Сравнивая фиг. 14a и 15a с фиг. 14b и 15b, увеличение температуры смотки от 580°C до 660°C не привело к значительному изменению прочности при растяжении, но привело в результате к небольшому уменьшению предела текучести приблизительно на 50 МПа в среднем для всех экспериментальных сталей при различных условиях отжига. Увеличение температуры смотки не имело заметного влияния на пластичность в сталях, содержащих Ti и Ti-B, но немного уменьшало приблизительно на 0,5% пластичность основной стали и Ti-B-Nb-содержащей стали. Эти небольшие изменения, однако, находятся в диапазоне отклонений испытания и следовательно не являются очень значащими.
Влияние состава (Ti, В и Nb)
Как показано на фиг. 14а-14d и 15а-15d, добавление Ti и B в сталь, содержащую 0,28% C - 1,0% Mn - 0,2% Si, не имело значительного влияния на прочность при обеих температурах смотки 580°C и 660°C. Добавка Nb привела в результате к увеличению предела текучести на 45-103 МПа и прочности при растяжении на 26-85 МПа при температуре смотки 580°C (фиг. 14а), но не для температуры 660°C (фиг. 14b). За исключением стали с добавкой Ti, которая демонстрировала значительно лучшую пластичность при температуре смотки 660°C (фиг. 14e и 15d), легирующие добавки в общем случае приводили к небольшому уменьшению пластичности (<1%).
Сгибаемость сталей после отжига
В таблице 5 приведены результаты влияния Ti, В и Nb на свойства при растяжении и сгибаемость сталей после холодной прокатки с обжатием 50% и отжига после смотки при температуре 580°C. Процесс отжига состоял из повторного нагрева холоднокатаной полосы (толщиной приблизительно 1 мм) до температуры 850°C в течение 100 сек, мгновенного охлаждения до 810°C, изотермического выдерживания в течение 40 сек при температуре «закалки» и последующей закалки в воде. Сталь затем повторно нагревали до 200°C в течение 100 сек, после чего следовало воздушное охлаждение для обработки старением (OA). Как показано, было возможно изготавливать стали с пределом прочности при растяжении от 1850 до 2000 МПа путем изменения состава сплава. Стали с содержанием только C, Mn и Si демонстрировали наилучшую сгибаемость. Добавка Nb увеличивала прочность с небольшим ухудшением сгибаемости. Выдерживание испытания на сгибаемость определено как длина микротрещины, меньшая чем 0,5 мм при увеличении 10×.
Сравнение с Примером 1 - Влияние марганца
Сталь с содержанием 0,28% C - 2,0% Mn - 0,2% Si была представлена в примере 1 выше. Мы можем сравнить ее характеристику со сталью примера 1, содержащей 0,28% C - 1,0% Mn - 0,2% Si для исследования влияния Mn (1,0% и 2%) на свойства при растяжении. Подробные химические составы обеих сталей приведены в таблице 6.
Свойства при растяжении горячекатаных полос с содержанием Mn 1,0% и 2,0%
В таблице 7 отображены свойства при растяжении сталей с содержанием Mn 1,0% и 2,0% соответственно после горячей прокатки и смотки при температуре 850°C. Для свойств при растяжении горячекатаных полос, сталь с более низким содержанием Mn демонстрировала меньшую прочность, чем сталь с более высоким содержанием Mn (YS на 51 МПа ниже и UTS на 61 МПа ниже). Это может способствовать более высокой степени обжатия холодной прокатки для стали с низким содержанием Mn.
В таблице 8 показаны свойства при растяжении сталей с 1,0% и 2,0% Mn соответственно после холодной прокатки (50%-ное обжатие холодной прокатки для стали с 1% Mn и 75%-ное обжатие холодной прокатки для стали с 2% Mn) и различных циклов отжига. Можно видеть, что при той же обработке отжига при температуре 870°C (выдержка), 840°C (закалка) и 200°C (старение) содержание Mn не оказывало значительного влияния на прочность. При той же температуре закалки, составляющей 810°C, уменьшение температуры термической выдержки от 870 до 830°C не влияло на прочность стали с 1,0% Mn, но значительно увеличивало прочность стали с 2,0% Mn приблизительно на 90 МПа. Это указывает, что сталь с 1,0% Mn является достаточно стабильной по прочности, независимо от температуры термической выдержки (от 870 до 850°C), а сталь с 2,0% Mn является более чувствительной к температуре термической выдержки, возможно, из-за укрупнения зерен при более высоких температурах отжига. Сталь с 1,0% Mn будет сравнительно легче обрабатывать во время изготовления благодаря более широким технологическим окнам.
Сгибаемость отожженных сталей с 1,0% и 2.0% Mn
В таблице 9 перечислены свойства при растяжении и сгибаемость сталей с 1,0% и 2,0% Mn после отжига. Сталь с 1,0% Mn демонстрировала лучшую сгибаемость (3,5t по сравнению с 4,0t) при аналогичном уровне прочности. Выдерживание испытания на сгибаемость определяется как длина микротрещины, меньшая чем 0,5 мм при увеличении 10×.
ПРИМЕР 3
Для обеспечения хорошей свариваемости сталей углеродный эквивалент (Ceq) должен быть менее 0,44. Углеродный эквивалент для данных сталей определяется следующей формулой:
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15.
Таким образом, при содержании C 0,28% и содержании Mn 1% или 2% целостность сварного шва определяется как неприемлемая. Данные примеры предназначены для уменьшения Ceq и при этом удовлетворения потребностей прочности и свариваемости. Высокое содержание углерода является преимущественным для увеличения прочности, но ухудшает свариваемость. Согласно формуле для вычисления углеродного эквивалента, Mn представляет собой еще один элемент, который ухудшает свариваемость. Таким образом, задачей является поддержание определенной величины содержания углерода (по меньшей мере 0,28%) для достижения достаточной сверхвысокой прочности и для исследования влияния Mn на UTS (предел прочности при растяжении). Изобретатели стремились уменьшить содержание Mn для улучшения свариваемости, но при этом поддержания сверхвысокого уровня прочности.
Термическая подготовка
В таблице 10 показаны химические составы исследуемых сталей в Примере 3. Разработка сплава включала в себя понимание влияния содержания C и добавки B на свойства при растяжении в окончательных отожженных изделиях.
Пять слябов весом 45 кг (по одному каждого сплава) были отлиты в лаборатории. После повторного нагрева и аустенизации при температуре 1230°C в течение 3 часов слябы были подвергнуты горячей прокатке до толщины от 63 мм до 20 мм на лабораторном стане. Конечная температура прокатки составляла приблизительно 900°C. Листы были охлаждены воздухом после горячей прокатки.
Исследование горячей прокатки и микроструктуры/свойств при растяжении
После разрезания и повторного нагрева предварительно прокатанных листов толщиной 20 мм до температуры 1230°C в течение 2 часов листы подвергли горячей прокатке от толщины 20 мм до 3,5 мм. Конечная температура прокатки была приблизительно 900°C. После контролируемого охлаждения со средней скоростью охлаждения около 45°C/сек горячекатаные полосы каждого состава выдерживали в печи при температуре 580°C и 660°C соответственно в течение 1 часа, после чего следовало 24-часовое охлаждение в печи для промышленного процесса смотки. Использование двух различных температур смотки было предназначено для понимания имеющегося технологического окна во время горячей прокатки для изготовления этого изделия.
Три образца согласно стандарту JIS-T были приготовлены из каждой горячекатаной стали (также известной под названием «горячекатаной полосы») для испытаний на растяжение при комнатной температуре. Снятие характеристик микроструктуры горячекатаных полос выполняли с помощью метода сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) в месте четверти толщины поперечного сечения.
Холодная прокатка и отжиг
После шлифования обеих поверхностей горячекатаных полос для удаления любого обезуглероженного слоя стали подвергались холодной прокатке в лаборатории с обжатием 50% для получения полностью упрочненных сталей с окончательной толщиной 1,0 мм для последующего отжига.
Влияния температур термической выдержки, закалки и сравнение различных комбинаций температур выдержки и закалки во время отжига на механические свойства сталей были исследованы для всех экспериментальных сталей. Принципиальная схема циклов отжига показана на фиг. 16a-16c. На фиг. 16a изображен цикл отжига с изменяемой температурой термической выдержки от 830°C до 870°C. На фиг. 18b изображен цикл отжига с изменяемой температурой закалки от 780°C до 840°C. На фиг. 16c изображен цикл отжига с изменяемыми комбинациями температур выдержки и закалки.
Влияние температуры выдержки
Процесс отжига включает в себя повторный нагрев холоднокатаной полосы (толщиной приблизительно 1,0 мм) до 870°C, 850°C и 830°C в течение 100 сек соответственно для исследования влияния температуры выдержки на окончательные свойства. После мгновенного охлаждения до температуры 810°C и изотермического выдерживания в течение 40 сек была применена закалка в воде. Стали затем повторно нагревали до 200°C в течение 110 сек, после чего следовало воздушное охлаждение для обработки старением.
Влияние температуры закалки
Процесс отжига включает в себя повторный нагрев холоднокатаной полосы до 870°C в течение 110 сек и мгновенное охлаждение до 840°C, 810°C и 780°C соответственно для исследования влияния температуры закалки на механические свойства сталей. Закалку в воде выполняли после 40 сек изотермического выдерживания при температуре закалки. Стали затем повторно нагревали до 200°C в течение 100 сек, после чего следовало воздушное охлаждение для обработки старением.
Влияние различных комбинаций цикла отжига
Цикл отжига включает в себя повторный нагрев холоднокатаных сталей до температуры 870°C, 810°C и 830°C в течение 100 сек соответственно, мгновенное охлаждение до температур закалки (770°C, 790°C и 810°C соответственно), изотермическое выдерживание в течение 40 сек, после чего следовала закалка в воде. Стали затем повторно нагревали до температуры 870°C в течение 100 сек, после чего следовало охлаждение воздухом для обработки старением.
Свойства при растяжении и изгибаемость отожженных сталей
Образцы для испытания растяжением согласно стандарту ASTM-T были приготовлены из каждой отожженной полосы для испытания на растяжение при комнатной температуре. Образцы, обработанные одним циклом отжига были выбраны для испытания на изгиб. Этот цикл отжига включал в себя повторный нагрев холоднокатаной полосы (толщиной приблизительно 1,0 мм) до 850°C в течение 100 сек, мгновенное охлаждение до 810°C, изотермическое выдерживание в течение 40 сек при температуре закалки, после чего следовала закалка в воде. Стали затем повторно нагревали до 200°C в течение 100 сек, после чего следовало воздушное охлаждение для обработки старением. Испытание на свободный V-образный изгиб под углом 90° вдоль направления прокатки использовался для снятия характеристик изгибаемости. В настоящем исследовании диапазон радиуса матрицы изменяли от 2,75 до 4,00 мм с приращениями 0,25 мм. Поверхность образца после испытания на изгиб наблюдали с увеличением 10×. Длина трещины на образце на наружной поверхности изгиба, которая была менее 0,5 мм, считается «микротрещиной», а трещина более 0,5 мм считается отказом. Образец без какой-либо длины видимой трещины определяется как «выдержавший испытание».
Микроструктура и свойства при растяжении горячекатаных полос
На фиг. 17a-17e приведены СЭМ-микрофотографии с увеличением 1000× горячекатаных сталей (с содержанием углерода от 0,28 до 0,36%) после горячей прокатки и смотки при температуре 580°C. Увеличение содержание углерода и добавка бора приводила в результате к увеличению объемной концентрации мартенсита, что может объясняться ролью C и B в увеличении способности к упрочнению. На фиг. 15a приведена СЭМ-микрофотография стали с 0,28% C. На фиг. 17b представлена СЭМ-микрофотография стали с содержанием 0,28% C - 0,002% В. На фиг. 17c представлена СЭМ-микрофотография стали с 0,32% C. На фиг. 17d представлена СЭМ-микрофотография стали с 0,32% C - 0,002%» В. На фиг. 17e представлена СЭМ-микрофотография стали с содержанием 0,36% C.
Соответствующие свойства при растяжении экспериментальных сталей при комнатной температуре (после горячей прокатки и смотки при 580°C) показаны на фиг 18a и 18b. На фиг. 18a изображена диаграмма изменения прочности сплавов в зависимости от содержания углерода, с бором и без бора. На фиг. 18b изображена диаграмма изменения пластичности сплавов в зависимости от содержания углерода, с бором и без бора. Увеличение содержания углерода от 0,28% до 0,36% привело к увеличению предела прочности при растяжении от 529 до 615 МПа и предела текучести от 374 до 417 МПа. Величины относительного общего и равномерного удлинения остались аналогичными, составляя 29% и 15% соответственно. Добавка 0,002% бора в сталях с содержанием углерода 0,28% и 0,32% привела в результате к увеличению UTS (предела прочности при растяжении) приблизительно на 40 МПа.
На фиг. 19a-19e приведены СЭМ-микрофотографии при увеличении 1000× горячекатаных сталей (с содержанием C от 0,28% до 0,36%) после горячей прокатки и смотки при температуре 660°C. На фиг. 19a приведена СЭМ-микрофотография стали с 0,28% C. На фиг. 19b приведена СЭМ-микрофотография стали с 0,28% C - 0,002% В. На фиг. 19c приведена СЭМ-микрофотография стали с 0,32% C. На фиг. 19d приведена СЭМ-микрофотография стали с 0,32% C - 0,002% В. На фиг. 19е приведена СЭМ-микрофотография стали с 0,36% C. Добавка бора привела к небольшому увеличению размера зерна, что может объясняться замедлением фазового превращения бором во время охлаждения. Таким образом, окончательная прокатка происходила в аустенитной области с относительно крупным размером зерна аустенита для сталей с добавкой B, и крупнозернистый аустенит преобразовывался непосредственно в крупнозернистую ферритно-перлитную микроструктуру.
Соответствующие свойства при растяжении при комнатной температуре (после горячей прокатки и смотки при 660°C) представлены на фиг. 20a и 20b. На фиг. 20a приведена диаграмма изменения прочности сплавов в зависимости от содержания углерода, с бором и без бора. На фиг. 20b приведена диаграмма изменения предела текучести прочности сплавов в зависимости от содержания углерода, с бором и без бора. Увеличение содержания углерода от 0,28% до 0,36% не повлияло значительно на свойства при растяжении. Добавка 0,002% бора в стали с содержанием 0,28% и 0,32% C привела к небольшому уменьшению предела прочности, что может объясняться увеличением размера зерна. На основании наблюдаемых уровней прочности, эти стали могут быть легко подвергнуты холодной прокатке до малых толщин без каких-либо проблем.
Влияние температуры смотки на свойства при растяжении
Сравнивая свойства при растяжении на фиг. 18а-18b и фиг. 20а-20b, увеличение температуры смотки от 580°C до 660°C привело к уменьшению прочности и увеличению пластичности, что благоприятно способствует возможности увеличения холодного обжатия и улучшения способности получения заданного соотношения толщины и ширины. Увеличение содержания C от 0,28% до 0,36% и добавка B к основной стали оказывает меньшее влияние на свойства при растяжении сталей при более высокой температуре смотки, составляющей 660°C, по сравнению с 580°C. Цель исследования влияния смотки при 660°C в лаборатории заключалась в понимании влияния температуры смотки как на прочность горячекатаной полосы, так и на прочность холоднокатаных и отожженных мартенситных сталей.
Свойства при растяжении сталей после отжига
Влияние температуры термической выдержки (830°C, 850°C и 870°C)
На фиг. 21а-21d представлены влияния температуры термической выдержки (830°C, 850°C и 870°C), температуры смотки (580°C и 660°C) и состава сплава (содержания C и добавки B к основной стали) на свойства при растяжении сталей после отжига. На фиг. 21а и 21b даны диаграммы величин прочности пяти сплавов при различных температурах термической выдержки и при температурах смотки, составляющих 580°C и 660°C соответственно. На фиг. 21 с и 21d даны диаграммы величин пластичности пяти сплавов при различных температурах термической выдержки и при температурах смотки, составляющих 580°C и 660°C соответственно. Можно видеть, что мартенситные стали с уровнем UTS (предела прочности при растяжении) от 2000 МПа до более чем 2100 МПа и ТЕ (общим относительным удлинением) 3,5-5,0% могут быть получены в лаборатории, используя составы стали с содержанием C 0,32 и 0,36% при температурах выдержки 830°C и 850°C. Уменьшение температуры выдержки от 870°C до 850°C привело в результате к небольшому увеличению прочности для большинства сталей. Увеличение температуры смотки не имело значительного влияния на прочность, но немного улучшило пластичность в большинстве случаев. Увеличение содержания C от 0,28%) до 0,36% привело в результате к увеличению UTS приблизительно на 200 МПа. Добавка 0,002% B к основной стали привела к уменьшению прочности для более низкой температуры смотки, составляющей 580°C, но не для температуры смотки, составляющей 660°C. Не наблюдалось значительного влияния добавки B на пластичность, независимо от температуры смотки.
Влияние температуры закалки (780°C, 810°C и 840°C)
На фиг. 22а-22d показаны влияния температур закалки (780°C, 810°C и 840°C), температуры смотки (580°C и 660°C) и состава сплава (содержания C и добавки B к основной стали) на свойства при растяжении сталей после отжига. На фиг. 22а и 22b даны диаграммы величин прочности пяти сплавов при различных температурах закалки и при температурах смотки 580°C и 660°C соответственно. На фиг. 22c и 22d даны диаграммы величин пластичности пяти сплавов при различных температурах закалки и при температурах смотки 580°C и 660°C соответственно. Можно видеть, что мартенситные стали с величиной UTS, близкой к или превышающей 2100 МПа и величиной ТЕ, составляющей 3,5-5,0%, могут быть получены в лаборатории, используя сталь с 0,36% C при температуре термической выдержки 870°C и различных температурах закалки. По сравнению с результатами на фиг. 21а и 21b, стали с не только 0,36% C, но также с 0,32% C могли быть подвергнуты термической обработке для получения уровня UTS, составляющего 2000-2100 МПа и ТЕ, составляющего 3,5-5,0% при температурах выдержки 830°C и 850°C. Таким образом, температура выдержки, составляющая приблизительно 850°C, может помочь в достижении оптимальных механических свойств. Уменьшение температуры закалки от 840°C до 780°C не имело значительного влияния на свойства при растяжении для сталей с 0,32% и 0,36% C, независимо от добавки B и температуры смотки. Однако уменьшение температуры смотки от 840°C и 780°C для сталей с 0,28% C (температура смотки 580°C) привело к уменьшению прочности на 100 МПа, когда не было добавки B, и этот эффект стал менее выраженным, когда была добавка B, т.е. к увеличению только на 40 МПа. Это демонстрирует, что добавка B является благоприятной для стабилизации свойств при растяжении, особенно для сталей с относительно низким содержанием C. Увеличение содержания C от 0.28 до 0,36% привело в результате к увеличению UTS приблизительно на 200-300 МПа, без очевидного изменения пластичности, особенно для более высокой температуры смотки, составляющей 660°C. В целом, по сравнению со сталями после смотки при температуре 580°C, свойства при растяжении сталей, смотанных при 660°C, имели меньшую чувствительность к температурам закалки.
На фиг. 23а-23d проиллюстрировано влияние состава и цикла отжига на (23а-23b) прочность при растяжении и (23c-23d) пластичность. На фиг. 22а и 22b приведены диаграммы величин прочности пяти сплавов при трех различных парах температур выдержки/закалки (790°C/770°C, 810°C/790°C и 830°C/810°C) и при температурах смотки 580°C и 660°C соответственно. На фиг. 22c и 22d приведены диаграммы величин пластичности пяти сплавов при трех различных парах температур выдержки/закалки и при температурах смотки 580°C и 660°C соответственно. Стали, обработанные при температуре смотки 790°C и температуре закалки 770°C демонстрировали самую низкую прочность, что может объясняться неполной аустенизацией при температуре выдержки 790°C. На фиг. 24а-24d приведены микрофотографии четырех из пяти сплавов, которые были смотаны при 660°C, подверглись холодной прокатке и отжигу, используя пару температур выдержки/закалки 790°C/770°C. Как можно видеть, феррит образовался после цикла отжига для всех четырех составов стали. Аналогично этому, на фиг. 24е-24h приведены микрофотографии четырех из пяти сплавов, которые были отожжены, используя пару температур выдержки/закалки 810°C/790°C. Образование феррита все еще можно наблюдать для сталей с 0,28% C и 0,32% С. Увеличение содержания C привело в результате к увеличению способности к упрочнению, так что меньше феррита образуется в том же самом цикле отжига. И наконец, на фиг. 241-241 приведены микрофотографии четырех из пяти сплавов, которые были отожжены, используя пару температур выдержки/закалки 830°C/810°C. Большинство сталей демонстрируют наивысшую прочность после отжига при этих температурах, что может быть благодаря полученной почти полной мартенситной микроструктуре.
Сгибаемость сталей после отжига
В таблице 11 приведены результаты влияний C и B на свойства при растяжении и сгибаемость сталей после холодной прокатки с обжатием 50% и отжига после смотки при температуре 580°C. Процесс отжига состоял из повторного нагрева холоднокатаной полосы (толщиной приблизительно 1,0 мм) до 850°C в течение 100 сек, мгновенного охлаждения до 810°C, изотермического выдерживания в течение 40 сек при температуре «закалки», с последующей закалкой в воде. Стали затем были повторно нагреты до 200°C в течение 100 сек, после чего следовало воздушное охлаждение для имитационного обработки старением (OA). Как показано в таблице 11, было возможно изготовить стали с пределом прочности при растяжении от 1830 до 2080 МПа путем изменения состава сплава.
Сравнение с примерами 1 и 2 - Влияние марганца для сталей с 0,28% C
Стали с 0,28% C и 1,0%/2,0% Mn были представлены выше в примерах 1 и 2. Далее проведено сравнение этих сталей со сталью, содержащей 0,28% C и 0,5% Mn для исследования влияния Mn (от 0,5% до 2,0%) на свойства при растяжении. Подробные химические составы сталей приведены в таблице 12.
В таблице 13 приведены свойства при растяжении сталей с 0,5% до 2,0% Mn и добавками Ti и B после горячей прокатки и смотки при температуре 580°C. Для сталей с добавкой Ti увеличение содержания Mn от 0,5% до 1,0% привело к увеличению как предела текучести и предела прочности при растяжении, так и отношения предела текучести к пределу прочности, но без значительного влияния на пластичность. Добавка B в стали, имеющие добавку Ti, с содержанием Mn от 0,5% до 1,0% привело в результате к увеличению прочности. По сравнению со сталью «28С-1,0Mn», добавка Ti способствовала увеличению как предела прочности, так и отношения предела текучести к пределу прочности, что можно объяснить упрочнением в результате осаждения Ti. Стали с более низким содержанием Mn демонстрировали более низкую прочность, чем стали с более высоким содержанием Mn. Это может способствовать большей степени обжатия холодной прокатки для стали с низким содержанием Mn.
На фиг. 25а-25d показаны свойства при растяжении сталей с 0,5% до 2,0% Mn после смотки при 580°C, холодной прокатки (обжатия 50% холодной прокатки для стали с 0,5% и 1,0% Mn и обжатия 75% холодной прокатки для стали с 2,0% Mn) и различных циклов отжига. Ось X на фиг. 25а-25d указывает температуру термической выдержки и закалки, т.е. 870/840 означает выдержку при температуре 870°C и закалку при температуре 840°C. Можно видеть, что при той же самой обработке отжигом при 850°C-810°C (температура выдержки-закалки) и 200°C (старение) увеличение содержания Mn от 0,5% до 1,0% не имело значительного влияния на прочность для стали с содержанием Ti, но привело в результате к увеличению прочности для стали с обеими добавками Ti и B и увеличению пластичности. Дальнейшее увеличение содержания Mn до 2,0% привело к заметному увеличению UTS более чем на 100 МПа, YS более чем на 50 МПа и уменьшению пластичности. Этот эффект был не применим для высокой температуры выдержки 870°C, при которой стали с 2,0% Mn не демонстрировали увеличения предела прочности. Это указывает, что сталь с 2,0% Mn является более чувствительной к температуре термической выдержки, что может быть из-за увеличения размера зерен при более высоких температурах отжига. При температуре термической выдержки 870°C увеличение содержания Mn от 0,5% до 1,0% привело в результате к увеличению как предела прочности, так и пластичности для температур закалки, составляющих 810°C и 780°C. Сталь с содержанием от 0.5% до 1,0% Mn будет относительно легче обрабатываться во время изготовления благодаря более широким технологическим окнам.
Сгибаемость отожженных сталей с 0,5 до 2,0% Mn
В таблице 14 приведены свойства при растяжении и сгибаемость сталей с содержанием от 0,5% до 2,0% Mn после отжига, которые были предварительно смотаны при 580°C. Сталь «28C-0,5Mn-Ti» демонстрировала лучшую сгибаемость, чем сталь «28С-1,0Mn-Ti» (3,5t по сравнению с 4,0t) при аналогичном уровне UTS, составляющем 1900 МПа.
Следует понимать, что настоящее описание представлено здесь в виде подробных вариантов осуществления данного изобретения для того, чтобы сделать полное и законченное описание данного изобретения, и что такие подробности не следует интерпретировать как ограничивающие истинный объем данного изобретения, представленный и определенный в прилагаемой формуле изобретения.
Claims (19)
1. Холоднокатаный и отожженный лист мартенситной стали, композиция которой содержит, мас.%:
от 0,22 до 0,36 углерода;
от 0,5 до 2,0 марганца;
приблизительно 0,2 кремния;
необязательно один или несколько легирующих элементов Nb, Ti и В;
железо и неизбежные примеси Al, N, S, Р - остальное;
причем сталь имеет углеродный эквивалент менее 0,44, рассчитанный по формуле:
Ceq-C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15,
где Ceq - углеродный эквивалент, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni и Cu - мас.% элементов в составе стали и имеет предел прочности при растяжении, составляющий по меньшей мере 1700 МПа.
2. Лист по п. 1, отличающийся тем, что он имеет предел прочности при растяжении, составляющий по меньшей мере 1800 МПа.
3. Лист по п. 2, отличающийся тем, что он имеет предел прочности при растяжении, составляющий по меньшей мере 1900 МПа.
4. Лист по п. 3, отличающийся тем, что он имеет предел прочности при растяжении, составляющий по меньшей мере 2000 МПа.
5. Лист по п. 4, отличающийся тем, что он имеет предел прочности при растяжении, составляющий по меньшей мере 2100 МПа.
6. Лист по п. 1, отличающийся тем, что он имеет предел прочности при растяжении в диапазоне от 1700 до 2200 МПа.
7. Лист по п. 1, отличающийся тем, что он имеет общее относительное удлинение, составляющее по меньшей мере 3,5%.
8. Лист по п. 7, отличающийся тем, что он имеет общее относительное удлинение, составляющее по меньшей мере 5%.
9. Лист по п. 1, отличающийся тем, что он имеет толщину менее или равную 1 мм.
10. Лист по п. 1, отличающийся тем, что композиция стали содержит от 0,22 до 0,28 мас.% углерода.
11. Лист по п. 1, отличающийся тем, что композиция стали содержит от 0,28 до 0,36 мас.% углерода.
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US201161629762P | 2011-11-28 | 2011-11-28 | |
| US61/629,762 | 2011-11-28 | ||
| PCT/US2012/066895 WO2013082188A1 (en) | 2011-11-28 | 2012-11-28 | Martensitic steels with 1700-2200 mpa tensile strength |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2014126350A RU2014126350A (ru) | 2016-02-10 |
| RU2660482C2 true RU2660482C2 (ru) | 2018-07-06 |
Family
ID=48536024
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2014126350A RU2660482C2 (ru) | 2011-11-28 | 2012-11-28 | МАРТЕНСИТНЫЕ СТАЛИ С ПРОЧНОСТЬЮ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ 1700 - 2200 МПа |
Country Status (18)
| Country | Link |
|---|---|
| US (4) | US20150267281A1 (ru) |
| EP (1) | EP2785888B1 (ru) |
| JP (1) | JP6181065B2 (ru) |
| KR (3) | KR102117176B1 (ru) |
| CN (1) | CN104126022B (ru) |
| BR (1) | BR112014012758B1 (ru) |
| CA (1) | CA2858507C (ru) |
| ES (1) | ES2731472T3 (ru) |
| HU (1) | HUE044254T2 (ru) |
| IN (1) | IN2014CN04908A (ru) |
| MA (1) | MA35820B1 (ru) |
| MX (1) | MX2014006416A (ru) |
| PL (1) | PL2785888T3 (ru) |
| RU (1) | RU2660482C2 (ru) |
| TR (1) | TR201909721T4 (ru) |
| UA (1) | UA113529C2 (ru) |
| WO (1) | WO2013082188A1 (ru) |
| ZA (1) | ZA201403826B (ru) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2768717C1 (ru) * | 2018-11-30 | 2022-03-24 | Арселормиттал | Холоднокатаный отожжённый стальной лист с высокой степенью раздачи отверстия и способ его изготовления |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA2858507C (en) * | 2011-11-28 | 2020-07-07 | Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo S.L. | Martensitic steels with 1700-2200 mpa tensile strength |
| WO2014143702A2 (en) * | 2013-03-15 | 2014-09-18 | Am/Ns Calvert Llc | Line pipe steels and process of manufacturing |
| JP6327737B2 (ja) | 2013-07-09 | 2018-05-23 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | マルテンサイト鋼及びその製造方法 |
| ES2748806T3 (es) | 2013-12-11 | 2020-03-18 | Arcelormittal | Acero martensítico con resistencia a la fractura retardada y procedimiento de fabricación |
| MX2017008027A (es) | 2014-12-19 | 2017-10-20 | Nucor Corp | Hoja de acero martensitico de calibre liviano laminada en caliente y metodo para fabricarla. |
| KR101999019B1 (ko) * | 2017-12-24 | 2019-07-10 | 주식회사 포스코 | 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 |
| WO2020109851A1 (en) * | 2018-11-30 | 2020-06-04 | Arcelormittal | A method of manufacturing martensitic steel and a martensitic steel thereof |
| WO2020250009A1 (en) * | 2019-06-12 | 2020-12-17 | Arcelormittal | A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof |
| TWI811081B (zh) * | 2022-08-26 | 2023-08-01 | 中國鋼鐵股份有限公司 | 一種錳硼鋼材及其製造方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0630983B1 (en) * | 1993-01-14 | 2001-04-04 | Nkk Corporation | Cold rolled steel sheet of excellent delayed fracture resistance and superhigh strength and method of manufacturing the same |
| RU2238332C1 (ru) * | 2003-11-03 | 2004-10-20 | Закрытое акционерное общество "Инструмент" | Способ изготовления полосы из стали, сталь конструкционная и изделия из нее |
| JP2010248565A (ja) * | 2009-04-15 | 2010-11-04 | Jfe Steel Corp | 伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| GB2470252A (en) * | 2009-03-31 | 2010-11-17 | Kobe Steel Ltd | Cold rolled steel sheet with relationship between inclusion separation distance and yield strength |
| US20110287280A1 (en) * | 2010-05-24 | 2011-11-24 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in bending workability |
Family Cites Families (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3494799B2 (ja) * | 1996-03-29 | 2004-02-09 | 新日本製鐵株式会社 | 遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法 |
| US6284063B1 (en) * | 1996-07-12 | 2001-09-04 | Thyssen Stahl Ag | Hot-rolled steel strip and method of making it |
| JP4476863B2 (ja) * | 2005-04-11 | 2010-06-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐食性に優れた冷間成形ばね用鋼線 |
| CN101316942A (zh) * | 2005-12-01 | 2008-12-03 | Posco公司 | 用于热压成形的具有优良的热处理和冲击性质的钢板，由该钢板制造的热压部件及其制造方法 |
| WO2007064172A1 (en) | 2005-12-01 | 2007-06-07 | Posco | Steel sheet for hot press forming having excellent heat treatment and impact property, hot press parts made of it and the method for manufacturing thereof |
| US20090242086A1 (en) * | 2008-03-31 | 2009-10-01 | Honda Motor Co., Ltd. | Microstructural optimization of automotive structures |
| JP2009263876A (ja) | 2008-04-22 | 2009-11-12 | Hitachi Constr Mach Co Ltd | 建設機械の昇降装置および建設機械 |
| DE102008022400B4 (de) * | 2008-05-06 | 2013-08-01 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Verfahren zum Herstellen eines Stahlformteils mit einem überwiegend martensitischen Gefüge |
| KR101027285B1 (ko) * | 2008-05-29 | 2011-04-06 | 주식회사 포스코 | 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판, 열처리경화형 부재 및 이들의 제조방법 |
| CN101363099A (zh) * | 2008-09-11 | 2009-02-11 | 北京科技大学 | 一种抗拉强度1000MPa级冷轧双相钢板及制备方法 |
| JP5637342B2 (ja) | 2008-09-18 | 2014-12-10 | 国立大学法人 岡山大学 | ホットプレス加工を施した鋼板部材及びその製造方法 |
| CN101775545B (zh) * | 2009-01-14 | 2011-10-12 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低合金高强度高韧性耐磨钢板及其制造方法 |
| JP4766186B2 (ja) | 2009-08-21 | 2011-09-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ホットプレス部材、ホットプレス部材用鋼板、ホットプレス部材の製造方法 |
| CN101713046B (zh) * | 2009-12-14 | 2013-09-18 | 钢铁研究总院 | 纳米析出相强化及控制的超细晶粒马氏体钢的制备方法 |
| JP4947176B2 (ja) * | 2010-03-24 | 2012-06-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 超高強度冷延鋼板の製造方法 |
| CN102230129A (zh) * | 2011-07-12 | 2011-11-02 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 一种含稀土高强度钢板及其热处理工艺 |
| JP5704721B2 (ja) * | 2011-08-10 | 2015-04-22 | 株式会社神戸製鋼所 | シーム溶接性に優れた高強度鋼板 |
| CA2858507C (en) * | 2011-11-28 | 2020-07-07 | Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo S.L. | Martensitic steels with 1700-2200 mpa tensile strength |
| GB201708662D0 (en) | 2017-05-31 | 2017-07-12 | Tropic Biosciences Uk Ltd | Compositions and methods for increasing shelf-life of banana |
-
2012
- 2012-11-28 CA CA2858507A patent/CA2858507C/en active Active
- 2012-11-28 EP EP12852964.1A patent/EP2785888B1/en active Active
- 2012-11-28 WO PCT/US2012/066895 patent/WO2013082188A1/en active Application Filing
- 2012-11-28 CN CN201280065728.1A patent/CN104126022B/zh active Active
- 2012-11-28 KR KR1020187018847A patent/KR102117176B1/ko active IP Right Grant
- 2012-11-28 TR TR2019/09721T patent/TR201909721T4/tr unknown
- 2012-11-28 BR BR112014012758-1A patent/BR112014012758B1/pt active IP Right Grant
- 2012-11-28 US US14/361,293 patent/US20150267281A1/en active Pending
- 2012-11-28 PL PL12852964T patent/PL2785888T3/pl unknown
- 2012-11-28 UA UAA201407195A patent/UA113529C2/uk unknown
- 2012-11-28 US US14/361,270 patent/US20150023835A1/en not_active Abandoned
- 2012-11-28 JP JP2014543632A patent/JP6181065B2/ja active Active
- 2012-11-28 KR KR1020177001783A patent/KR20170026490A/ko active Application Filing
- 2012-11-28 IN IN4908CHN2014 patent/IN2014CN04908A/en unknown
- 2012-11-28 HU HUE12852964 patent/HUE044254T2/hu unknown
- 2012-11-28 KR KR1020147017039A patent/KR20140117366A/ko active Search and Examination
- 2012-11-28 MX MX2014006416A patent/MX2014006416A/es active IP Right Grant
- 2012-11-28 ES ES12852964T patent/ES2731472T3/es active Active
- 2012-11-28 RU RU2014126350A patent/RU2660482C2/ru active
-
2014
- 2014-05-26 ZA ZA2014/03826A patent/ZA201403826B/en unknown
- 2014-05-27 MA MA37078A patent/MA35820B1/fr unknown
-
2019
- 2019-09-13 US US16/570,313 patent/US11319620B2/en active Active
-
2022
- 2022-03-30 US US17/708,568 patent/US20220220596A1/en active Pending
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0630983B1 (en) * | 1993-01-14 | 2001-04-04 | Nkk Corporation | Cold rolled steel sheet of excellent delayed fracture resistance and superhigh strength and method of manufacturing the same |
| RU2238332C1 (ru) * | 2003-11-03 | 2004-10-20 | Закрытое акционерное общество "Инструмент" | Способ изготовления полосы из стали, сталь конструкционная и изделия из нее |
| GB2470252A (en) * | 2009-03-31 | 2010-11-17 | Kobe Steel Ltd | Cold rolled steel sheet with relationship between inclusion separation distance and yield strength |
| JP2010248565A (ja) * | 2009-04-15 | 2010-11-04 | Jfe Steel Corp | 伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| US20110287280A1 (en) * | 2010-05-24 | 2011-11-24 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in bending workability |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2768717C1 (ru) * | 2018-11-30 | 2022-03-24 | Арселормиттал | Холоднокатаный отожжённый стальной лист с высокой степенью раздачи отверстия и способ его изготовления |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2013082188A1 (en) | 2013-06-06 |
| BR112014012758A2 (pt) | 2017-07-04 |
| US20200140980A1 (en) | 2020-05-07 |
| US20220220596A1 (en) | 2022-07-14 |
| PL2785888T3 (pl) | 2019-09-30 |
| ZA201403826B (en) | 2015-07-29 |
| KR20170026490A (ko) | 2017-03-08 |
| JP6181065B2 (ja) | 2017-08-16 |
| BR112014012758A8 (pt) | 2018-12-18 |
| KR102117176B1 (ko) | 2020-06-01 |
| JP2015504486A (ja) | 2015-02-12 |
| MX2014006416A (es) | 2015-04-08 |
| US20150267281A1 (en) | 2015-09-24 |
| MA35820B1 (fr) | 2014-12-01 |
| CN104126022B (zh) | 2016-11-09 |
| BR112014012758B1 (pt) | 2019-02-05 |
| ES2731472T3 (es) | 2019-11-15 |
| EP2785888A1 (en) | 2014-10-08 |
| KR20180080360A (ko) | 2018-07-11 |
| US11319620B2 (en) | 2022-05-03 |
| TR201909721T4 (tr) | 2019-07-22 |
| IN2014CN04908A (ru) | 2015-09-18 |
| EP2785888B1 (en) | 2019-04-17 |
| UA113529C2 (xx) | 2017-02-10 |
| CA2858507C (en) | 2020-07-07 |
| KR20140117366A (ko) | 2014-10-07 |
| CA2858507A1 (en) | 2013-06-06 |
| US20150023835A1 (en) | 2015-01-22 |
| HUE044254T2 (hu) | 2019-10-28 |
| RU2014126350A (ru) | 2016-02-10 |
| EP2785888A4 (en) | 2015-09-02 |
| CN104126022A (zh) | 2014-10-29 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2660482C2 (ru) | МАРТЕНСИТНЫЕ СТАЛИ С ПРОЧНОСТЬЮ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ 1700 - 2200 МПа | |
| JP6306711B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性を有するマルテンサイト鋼および製造方法 | |
| CA2869700C (en) | Hot rolled steel sheet for square column for building structural members and method for manufacturing the same | |
| KR102708271B1 (ko) | 냉간압연된 마르텐사이트계 강 시트 및 그 제조 방법 | |
| WO2013132796A1 (ja) | 高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| US20180216207A1 (en) | Formable lightweight steel having improved mechanical properties and method for producing semi-finished products from said steel | |
| KR20230016218A (ko) | 열처리 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP2024138480A (ja) | 熱処理された冷間圧延鋼板及びその製造方法 | |
| AU2016264750B2 (en) | High manganese 3rd generation advanced high strength steels | |
| TWI703220B (zh) | 汽車用鋼及其製造方法 | |
| EP4217518A1 (en) | Steel for leaf springs of automobiles and a method of manufacturing of a leaf thereof |